U.M.S.N.H. INSTITUTO DE INVESTIGACIONES METALURGICAS
METALURGIA FÍSICA Dr. Ignacio Mejía Granados.
SOLIDIFICACIÓN DE ACEROS INOXIDABLES DUPLEX
Presenta: Victor Hugo Vargas Cortés.
Morelia, Michoacán a 1 de Agosto del 2011
ÍNDICE RESUMEN ................................................................................................................................... 5 OBJETIVO GENERAL .............................................................................................................. 6 SOLIIFICACIÓN ........................................................................................................................ 7 MICROESTRUCTURA DE LOS METALES Y ALEACIONES METALICAS ......................................... 7 CAMBIO CAMBIO DE FASE.............................. ............................................. ............................. ............................ .............................. ............................... ............................. ............................ ................ 10 CRISTALIZACIÓN DE METALES Y ALEACIONES ................... .......... .................... ..................... .................... .................... .................... ................ ...... 11 ESTRUCTURA ESTRUCTURA GRANULAR ............................ .......................................... ............................ .............................. ............................... ............................. ............................ ................ 13
ACEROS INOXIDABLES ........................................................................................................ 14 CLASIFICACIÓN DE LOS ACEROS INOXIDABLES ............................................................................ 15 ACEROS INOXIDABLES FERRÍTICOS .................................................................................................. 15 ACEROS INOXIDABLES AUSTENITICOS ............................................................................................. 16 ACEROS INOXIDABLES MARTENSITICOS ......................................................................................... 17 ACEROS INOXIDABLES ENDURECIBLES POR PRECIPITACIÓN .................................................... 18
ACEROS INOXIDABLES INOXIDABLES DÚPLEX.......................................... .................... ............................................... .............................................. ..................... 19 EL SISTEMA Fe-Cr-Ni-N ........................................................................................................................... 20 ELEMENTOS ALEANTES EN LOS ACEROS INOXIDABLES DÚPLEX ............................................. 23 CROMO EQUIVALENTE – NIQUEL EQUIVALENTE ........................................................................... 26 PROPIEDADES MECÁNICAS DE LOS ACEROS INOXIDABLE DÚPLEX ......................................... 26
DESARROLLO MICROESTRUCTURAL DURANTE LA SOLIDIFICACIÓN DE ALEACIONES ALEACIONES DE ACEROS ACEROS INOXIDABL INOXIDABLES ES ................................................. ........................ ............................................... ........................ 27 MODO PRIMARIO DE SOLIDIFICACIÓN ......................................................................................... 28 MORFOLOGIA DESARROLLADA DESARROLLADA POR LOS MODOS DE SOLIDIFICACIÓN .................... ......... .................. ....... 31 MODOS DE SOLIDIFICACIÓN “A” Y “AF” ....................................................................................... 31 MODO DE SOLIDIFICACIÓN “F” ....................................................................................................... 32 MODO DE SOLIDIFICACIÓN “FA” .................................................................................................... 32
SOLIDIFICA SOLIDIFICACIÓN CIÓN DE UN ACERO INOXIDABL INOXIDABLE E DÚPLEX.............................................. ......................... ..................... 34 FASES SECUNDARIAS PRESENTES DURANTE LA SOLIDIFICACIÓN SOLIDIFICACIÓN DE LOS AID ............. ........ ..... 36 NITRUROS DE CROMO (Cr2N-CrN) ................................................................................................... 37 FASE CHI, FASE R ............................. ............................................. .............................. ............................. ............................. .............................. .............................. ........................ .......... 38 ALFA PRIMA (α’) ........................... .......................................... ............................. ............................ .............................. ............................... ............................. ............................ ................ 38 FASE SIGMA (σ) ............................. ............................................ ............................. ............................ .............................. ............................... ............................. ............................ ................ 38
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METALURGIA DE LA SOLDADURA DE LOS ACEROS INOXIDABLES DÚPLEX........ 39 BALANCE FERRITA – AUSTENITA DE LA ZONA AFECTADA TERMICAMENTE.............. TERMICAMENTE........................ .......... 41
CASO PRÁCTICO .................................................................................................................... 44 CONCLUSIONES ..................................................................................................................... 48 ANEXOS .................................................................................................................................... 50 .......................................... ............................ .............................. ............................... ............................. ...................... ........ 50 DIAGRAMAS CONSTITUTIVOS ............................
BIBLIOGRAFÍA ....................................................................................................................... 54
2
ÍNDICE DE FIGURAS
Figura 1: a) Granos equiaxiales de ferrita. b) Granos de ferrita alargados por deformación deformación
........ 8
Figura 2: Esquemas de eutécticos. x) A + eutéctico (A+B). y) Sólo eutéctico. z) B +eutéctico (A+B). ...........................................................................................................................................
9
Figura 3: Diagrama de energía de dos fases α y β de igual composición. .....................................
10
Figura 4: Curva de enfriamiento e nfriamiento durante la solidificación de un material fundido.
...................... 11
Figura 5: Crecimiento dendrítico .................................................................................................
12
Figura 6: Proceso de solidificación equiaxial. a) Dendrítico. b) Eutéctico . .................................. Figura 7: Estructura de tres zonas de un lingote
12
.......................................................................... 13
Figura 8: Capa protectora de óxido de cromo en los aceros inoxidables. .....................................
14
Figura 9: Microestructura de un acero inoxidable ferrítico 430, con una matriz ferrítica y partículas de carburos dispersas (6).
........................................................................................... 16
Figura 10: Microestructura de un acero inoxidable austenítico 316 con una matriz 100% austenítica. ..................................................................................................................................
17
Figura 12. Microestructura de un acero inoxidable endurecible por precipitación mostrando una matríz austenítica con martensita y ferrita.
.................................................................................. 18
Figura 13: Microestructura típica de un acero inoxidable dúplex .................................................
19
Figura 14: Efecto del cromo en el campo de γ y α en los aceros inoxidables. ................................
21
Figura 15: Diagrama de equilibrio Fe-Ni.
.................................................................................. 22
Figura 16: Efecto del nitrógeno sobre el límite de fase γ / α en aleaciones Fe-Cr-Ni. ..................... Figura 17: Diagrama Fe-Mo ....................................................................................................... Figura 18: Efecto del C en el campo austenítico.
22
23
......................................................................... 24
Figura 19: Diagrama de equilibrio Fe-Mn ...................................................................................
25
Figura 20: Diagrama de equilibrio Fe-Si ..................................................................................... 25 Figura 21: Microestructuras del modo de solidificación de austenita como fase única: (a) dendritas de austenita como fase única; (b) células de austenita como fase única. .......................................
28
Figura 22: ferrita como fase única sin transformación. ................................................................
29
Figura 23: Austenita con segunda fase ferrita: (a) ferrita f errita interdendritica; (b) ferrita intercelular. Figura 24: ferrita con segunda fase de austenita. ......................................................................... Figura 25: comparación de las microestructuras formadas por (a) solidificación de austenita primaria con segunda fase de ferrita y (b) solidificación de ferrita primaria con segunda fase de austenita. .....................................................................................................................................
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30
31
Figura 26: diagrama de fases ternario Fe-Cr-Ni ..........................................................................
34
Figura 27(a): Solidificación de un acero inoxidable dúplex; (b) solidificación ferrita- austenita.
. 35
Figura 28: Precipitación de fases secundarias en los aceros inoxidables dúplex (70% Fe) Figura 29: Elementos aceleradores de formación de fases intermetálicas
........... 36
.................................... 37
Figura 30: zonas de la unión soldada de un AID ..........................................................................
40
Figura 31: tasa de enfriamiento contra composición química de las morfologías m orfologías microestructurales microestructurales que resultan de los efectos combinados de la l a solidificación y la transformación en estado sólido. Figura 32: familias de aceros inoxidables ....................................................................................
46
50 3
Figura 33: diagrama de Schaeffler ............................................................................................... ............................................................................................... Figura 34: Diagrama simplificado de Schoefer ............................................................................ Figura 35: diagrama WRC-1992 ..................................................................................................
51 52 52
ÍNDICE DE TABLAS
Tabla 1. Propiedades Propiedades mecánicas mecánicas de los AID........................ ......................... ....................... ......... 26 Tabla 2. Rango de tasas de enfriamiento enfriamiento ..................... ......................... ...................... .................. 27 Tabla 3. Composición Composición química química de aleaciones aleaciones de estudio estudio .............. ......................... ...................... . 44 Tabla 4. MSP a diferentes diferentes tasas tasas de enfiramient enfiramiento o .................................... ......................... ............ 45 Tabla 5. MSP, Secuencia Secuencia de Solidificaci Solidificación ón y Morfologí Morfología a ...................... ...................... .................. 45 Tabla 6. Composició Composición n química química de aleaciones aleaciones dúplex dúplex ...................... ......................... ..................... 53
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RESUMEN
Los aceros inoxidables dúplex son utilizados en aquellas aplicaciones donde sea necesaria una buena soldabilidad, elevadas características mecánicas y resistencia a la corrosión en ambientes difíciles como agentes fuertemente ácidos o agua de mar, su servicio principal radica en industrias productoras de papel, la industria petroquímica, estructuras marinas, entre otros. Estas aleaciones se basan en el sistema Fe-Cr-C-Ni, y su uso se ha incrementado desde décadas pasadas reemplazando a otro tipo de aceros inoxidables como los ferríticos y austeníticos, debido a que el empleo de los aceros inoxidables dúplex se asocia a sus elevadas características mecánicas como lo son la resistencia mecánica y a la corrosión. Este mejor comportamiento presentado por los aceros inoxidables dúplex se debe a factores de equilibrio entre composición química y estructura, así como al equilibrio de fases que lo componen, ya que su microestructura consiste aproximadamente de 50% ferrita y 50% austenita, por lo que la aleación combina las características de cada una de esas fases presentes, razón a la cual deben su nombre “dúplex”, además de contar con contenidos de Cr, Mo, Ni y N, lo cual promueve la combinación de elevada resistencia a la corrosión y buenas propiedades mecánicas. La microestructura de los aceros inoxidables dúplex, además de estar relacionada con la composición química de la aleación, también lo está con las condiciones de solidificación. Durante el proceso de solidificación se puede alterar de manera significativa la microestructura final de la aleación dúplex, lo que a su vez alterara las propiedades mecánicas y de corrosión de la aleación. Asimismo durante la solidificación, los aceros inoxidables dúplex presentan una alta susceptibilidad para formar diferentes tipos de fases, las cuales pueden clasificarse en seis grupos; martensita, fases intermetálicas, carburos, nitruros, boruros y sulfuros, teniendo como resultado efectos negativos en los AID. Las condiciones de solidificación quedan determinadas por el proceso utilizado; fundición, soldadura, solidificación rápida, etc., y por las variables utilizadas en cada una de estas técnicas, siendo una de las más importantes para cualquier proceso la llamada tasa de enfriamiento. La tasa de enfriamiento y la composición química de la aleación son los factores más importantes a tomar en cuenta durante la solidificación, ya que de estos dependerá en contenido final de ferrita-austenita, así como la morfología estructural de la aleación. El presente trabajo estudió el desarrollo microestructural durante la solidificación de los aceros inoxidables dúplex, y como es este afectado por la tasa de enfriamiento, así como las diferentes fases que se presentan durante el proceso de solidificación y su influencia en la aleación final. 5
OBJETIVO GENERAL
El objetivo general del presente trabajo es estudiar de manera detallada el proceso de solidificación de los aceros inoxidables dúplex (AID), y las condiciones de enfriamiento y composición química que afectan a dicho proceso, y que provocan cambios microestructurales en la morfología de la aleación durante el proceso de solidificación, así como el efecto que estos cambios tienen sobre la microestructura final del material y por ende en sus propiedades mecánicas y de corrosión.
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SOLIIFICACIÓN
La solidificación es una transformación de fase (líquido → sólido), siendo este un proceso que se da por nucleación y crecimiento. La solidificación se divide en dos procesos; (1) Nucleación homogénea, (2) Nucleación heterogénea. La primera se da cuando un sólido se forma dentro de su propio líquido y se observa solo en metales puros. En el caso de la nucleación heterogénea, la cristalización da inicio sobre partículas de impureza tal como agentes nucleantes o la pared del molde. La manufactura de casi todos los materiales creados por el hombre involucra a la solidificación en algún momento. Los metales, polímeros y el vidrio se forman en general por solidificación del material fundido. Normalmente la solidificación de polímeros y vidrios no involucra cristalización ya que los átomos no alcanzan a producir una estructura ordenada antes del final de la solidificación. Por otro lado hay muchas sustancias, incluidos los metales, que si bien presentan una estructura cristalina en condiciones normales de solidificación, pueden solidificar sin un orden atómico si la velocidad de enfriamiento es suficientemente rápida, proceso que es llamado “vitrificación”.
MICROESTRUCTURA DE LOS METALES Y ALEACIONES METALICAS
Existe una infinita variedad de microestructuras y un mismo material puede presentar diferentes tipos bajo condiciones distintas. Existe una estrecha relación entre la microestructura de un material y sus propiedades. Según sea el material, diferentes procesos son los que originan su microestructura. En el caso de los materiales obtenidos por solidificación, ésta, junto con su composición química son las que determinan las características de sus microestructuras y, por lo tanto, tiene una influencia decisiva sobre las propiedades físicas de los mismos. La mayoría de las propiedades características de los metales se deben a una configuración especial de los átomos metálicos. Los metales no están formados por una masa homogénea y continua, sino que existe una estructura en su seno por la que toda la masa metálica está formada por un conjunto de partículas o granos íntimamente unidos entre sí. Estos granos son de diversos tamaños y formas irregulares, aproximadamente equiaxiales y unidos por finos contornos, (Fig. 1). Al ser todos los granos de un mismo material parece extraño que se destaquen unos de otros. Un estudio más profundo del problema revela que cada grano posee a su vez una estructura propia en la que los átomos tienen una ordenación espacial geométrica que es característica de cada metal. Esta particular ordenación espacial atómica, característica de los cuerpos cristalinos, nos revela que los metales poseen carácter cristalino y que los granos que forman el metal son verdaderos cristales irregulares o fragmentarios, cuyos contornos se forman debido a las interferencias mutuas que impiden 7
un desarrollo correcto de los cristales. Estando formados estos granos por átomos idénticos y ordenaciones geométricas iguales, sólo se diferencian unos de otros por la diferente orientación de las agrupaciones atómicas que los constituyen. Por lo tanto en los metales debemos considerar dos tipos de estructuras: la denominada granular, que nos revela la forma y agrupación de los granos que constituyen el metal (que depende del proceso de obtención), y la cristalina, que nos indica cómo se ordenan los átomos en cada grano cristalino (que es propiedad de cada metal).
Figura 1: a) Granos equiaxiales de ferrita. b) Granos de ferrita alargados por deformación
Una de las más importantes particularidades de los metales es la facultad de unirse con otros metales o con sustancias no metálicas, conservando el producto resultante el carácter metálico. Se obtienen así materiales, llamados aleaciones, con mejores propiedades que las del metal base. Es condición indispensable que el producto obtenido sea homogéneo o al menos con un grado de homogeneidad suficiente para que en su empleo pueda considerarse como tal. Ello exige obtener las aleaciones por fusión de los componentes y que éstos se disuelvan en estado líquido, ya que así puede lograrse una íntima mezcla de los mismos que más o menos subsistirá al solidificar. En la solidificación pueden ocurrir tres casos: 1- Los elementos conservan la solubilidad en estado sólido dando origen a una solución sólida en la que la estructura cristalina es la del metal base pero conteniendo átomos de los restantes componentes. 2- La solubilidad desaparece al solidificar, por lo que existen granos de cada componente que, si bien estarán íntimamente mezclados, mantendrá cada grano el ordenamiento atómico del elemento correspondiente. Los granos difieren en su orientación pero también en su naturaleza. 8
3- Los componentes reaccionan entre sí y forman un compuesto químico. Los compuestos químicos exigen proporciones definidas de los componentes, por lo que la aleación quedará constituida por granos de compuesto químico y otros del componente en exceso. Por lo tanto en las aleaciones pueden presentarse tres tipos de constituyentes: soluciones sólidas, metales puros y compuestos químicos. Asimismo pueden estar constituidas por un solo constituyente o por varios. En el primer caso, éste tendrá que ser una solución sólida. En el segundo podrán ser distintas combinaciones de los tres tipos de constituyentes. Cuando una aleación está formada por más de un constituyente, por ser insoluble el uno en el otro, es frecuente que se forme un eutéctico entre ellos. El eutéctico está formado por la mezcla de pequeñísimos cristales de dos (o más) constituyentes insolubles entre sí entremezclados, (Fig. 2), y tiene dos particularidades: que contiene proporciones constantes de ambos constituyentes y que funde a más baja temperatura que ambos. Al igual que en los metales puros en las aleaciones podemos considerar la estructura granular, formada por la reunión de los granos constituyentes de la aleación, y la cristalina, que en este caso vendrá representada por las redes espaciales de cada constituyente. Los eutécticos aunque pueden considerarse como un constituyente de las aleaciones, no forman en realidad un grano, ya que están a su vez formados por multitud de minúsculos granos entremezclados de sus constituyentes. Tanto en los metales puros como en las aleaciones el tamaño de grano depende de la velocidad de enfriamiento en el proceso de solidificación. Un enfriamiento rápido conduce a una estructura fina y uno lento a una estructura basta.
Figura 2: Esquemas de eutécticos. x) A + eutéctico (A+B). y) Sólo eutéctico. z) B +eutéctico (A+B).
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CAMBIO DE FASE
En un sistema se denomina fase a una región homogénea que presenta propiedades uniformes. Tiene una determinada composición y estructura atómica y puede ser físicamente diferenciada de otras fases. Puede estar formada por uno o más componentes. Cada uno de los estados, sólido, líquido y gaseoso, de una sustancia pura o una solución constituyen una fase. La energía libre de una solución o de una sustancia pura es una propiedad termodinámica de la misma, es decir, se trata de una variable que depende del estado termodinámico del sistema. Un sistema formado por dos o más fases está en equilibrio cuando está en un mínimo con respecto a su energía libre.
Figura 3: Diagrama de energía de dos fases α y β de igual composición.
La Figura 3 muestra cómo varía la energía con la temperatura en dos estructuras cristalinas α y β de una misma composición. La estructura α tiene menor energía que β a elevadas temperaturas, por lo que en esas condiciones es la fase más estable, lo contrario ocurre para bajas temperaturas. A la temperatura de transición ambas energías son iguales por lo que las dos fases pueden coexistir. Esencialmente todas las transformaciones de fase se presentan por una nucleación y por el crecimiento de núcleos, siendo estos procesos los que determinarán la velocidad con la que se llevará a cabo la transformación. En muchas ocasiones una fase puede persistir aun cuando se halla atravesado la temperatura de transición, convirtiéndose en una fase metaestable, si existe una barrera energética que dificulte la nucleación de la nueva fase, esta barrera está constituida por la energía necesaria para la formación de la superficie del nuevo núcleo. Esta oposición puede vencerse aplicando energía adicional o con inoculación de cristales de la nueva fase. 10
CRISTALIZACIÓN DE METALES Y ALEACIONES
Cuando un material cristaliza a partir de una masa fundida, la curva tiempo-temperatura muestra un plateau mientras dura la solidificación (Fig. 4). Este plateau es causado por la liberación del calor latente de fusión debido a la baja energía potencial del estado cristalino. Con frecuencia se requiere un cierto grado de sobreenfriamiento (cantidad que líquido puede enfriar por debajo de la temperatura de solidificación sin que ocurra solidificación), ya que es necesario que un cierto número de átomos forme un núcleo de tamaño crítico que pueda crecer espontáneamente formando un cristal. El tamaño crítico del núcleo está relacionado con la energía necesaria para la formación de la interface. El sobreenfriamiento depende de la velocidad de enfriamiento y puede disminuirse o eliminarse inoculando el líquido con cristales del mismo material o partículas de otros materiales que provean superficies que eliminen la barrera energética.
Figura 4: Curva de enfriamiento durante la s olidificación de un material fundido.
Una vez que se ha dado la nucleación y se ha iniciado el crecimiento de los cristales en el líquido, la liberación del calor latente que se origina tiene influencia en el desarrollo del crecimiento. El desarrollo inicial del cristal se produce preferentemente hacia la zona con mayor sobreenfriamiento pero, al liberarse el calor latente, se excede la velocidad de extracción del calor, reduciéndose así la magnitud del sobreenfriamiento local con lo cual la velocidad de crecimiento del cristal en dicha dirección disminuye. La zona de mayor sobreenfriamiento cambia de posición (Fig. 5) y se origina el crecimiento de ramas laterales, produciéndose un fenómeno conocido como crecimiento dendrítico. El calor latente que se genera en el crecimiento de estas ramificaciones, a su vez reduce el grado de sobreenfriamiento en esta dirección con lo que se restablece la posición del 11
sobreenfriamiento en la dirección original, favoreciendo nuevamente el crecimiento del tronco principal de la dendrita. El ciclo mostrado en la figura 5 continúa hasta que las dendritas chocan con sus vecinas. En ocasiones el desarrollo del proceso puede dar origen a ramificaciones secundarias a partir de las ramas primarias.
Figura 5: Crecimiento dendrítico
El crecimiento y engrosamiento de las ramas continúa hasta que finaliza la solidificación de un grano (Fig. 6). A veces la estructura dendrítica puede verse en el sólido final debido a que las impurezas precipitan en las superficies de las dendritas durante el enfriamiento.
Figura 6: Proceso de solidificación equiaxial. a) Dendrítico. b) Eutéctico
.
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ESTRUCTURA GRANULAR
Las estructuras granulares más finas, que en general tienen propiedades mecánicas superiores, resultan de velocidades de solidificación más altas, esto se da normalmente en las superficies del molde y en las secciones más delgadas, mientras que lo contrario ocurre por ejemplo en el centro de piezas de gran volumen, en donde normalmente se obtienen granos de gran tamaño. En muchas ocasiones, la influencia de la estructura obtenida en la solidificación puede verse incluso después del trabajado del material, ya que pueden existir defectos (heterogeneidades) difíciles de eliminar y que tiendan a permanecer en las subsecuentes operaciones. Cuando ocurre un enfriamiento direccional a una velocidad de enfriamiento intermedia, se producen granos columnares cuyos ejes se orientan según la dirección del enfriamiento. Si el enfriamiento es muy rápido se produce un gran sobreenfriamiento, lo que ocasiona un gran número de núcleos que resulta en cristales pequeños sin un gran desarrollo dendrítico. Cuando la velocidad de enfriamiento es muy baja, los núcleos que se desarrollan son pocos y crecen lenta y uniformemente en todas las direcciones, estos cristales se denominan equiaxiales (dimensiones similares en los tres ejes). Estos tres tipos de crecimiento pueden observarse en la solidificación de lingotes. La Figura 7 presenta un aspecto esquemático general de los tipos de estructuras obtenidas en un lingote. Las tres zonas pueden verse a veces en lingotes de materiales reales, especialmente en aceros de baja aleación o en fundiciones de hierro. Sin embargo, en muchas oportunidades algunas de las zonas no se presenta.
Figura 7: Estructura de tres zonas de un lingote
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ACEROS INOXIDABLES
Los Aceros Inoxidables se basan en los sistemas Fe-Cr, Fe-Cr-C y Fe-Cr-Ni. Estos contienen Cromo, en una cantidad superior a 10%, hasta valores del orden de 30%. El Cr es un metal reactivo y se combina con el Oxigeno del aire o en cualquier otra condición oxidante para formar una película sobre el acero inoxidable que lo aísla de medios agresivos como la oxidación y la corrosión (Fig. 8). Aun cuando su resistencia a la corrosión es la propiedad más apreciada no debemos olvidar otras propiedades. Algunos aceros se autotemplan, otros no toman temple, resisten las altas temperaturas, se mecanizan con facilidad, tienen capacidad de deformarse plásticamente o son soldables. Su aplicación se extiende desde usos arquitectónicos hasta la utilización en equipos de la industria química con condiciones extremas de servicio.
Figura 8: Capa protectora de óxido de cromo en los aceros inoxidables.
Sin embargo, su principal desventaja es su alto costo en comparación con los aceros al carbono, aunque si se compara con las superaleaciones, su costo es menor. El relativo alto costo de las aleaciones inoxidables, se debe a la adición de elementos de aleación como el Cr, Mo, Ni y N, los que contribuyen a mejorar sus características y propiedades.
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CLASIFICACIÓN DE LOS ACEROS INOXIDABLES
Los aceros inoxidables son aleaciones a base de hierro, cromo, carbono y otros elementos, principalmente, níquel, molibdeno, manganeso y titanio, entre otros, contando con una resistencia particular a la corrosión. El porcentaje de dichos elementos de aleación y su variación cambia la porción de las fases presentes, lo cual da lugar a una clasificación de acuerdo a su microestructura, y se dividen en 5 grupos: 1. 2. 3. 4. 5.
Ferríticos. Austeníticos. Martensíticos. Dúplex. Endurecibles por precipitación.
Esta clasificación se basa en las tres fases posibles en los aceros inoxidables las cuales son la ferrita, austenita y martensita, por lo que existen los aceros inoxidables ferríticos, aceros inoxidables austeníticos y aceros inoxidables martensíticos. Dentro de la clasificación de los aceros inoxidables, se encuentran también los aceros endurecibles por precipitación y los aceros inoxidables dúplex. Los primeros deben su nombre a que forman precipitados mediante un tratamiento térmico de envejecido que incrementa la dureza de la aleación, por lo que se dice que son endurecibles. Los segundos son conocidos con el término dúplex debido a que su microestructura es bifásica, la cual consiste en ferrita y austenita en proporciones aproximadamente iguales.
ACEROS INOXIDABLES FERRÍTICOS
Estas aleaciones poseen una buena resistencia a la corrosión causada por esfuerzos, corrosión por picaduras y corrosión por grietas. Son usados en una gran variedad de aplicaciones donde la resistencia a la corrosión es más requerida que las propiedades mecánicas de resistencia, tenacidad y ductilidad. La aplicación específica de este tipo de aceros depende del porcentaje de cromo. Por ejemplo, los grados con un porcentaje de cromo de 10.5 a 12.5%, se utilizan en sistemas extractores en la industria automotriz, ya que proveen una resistencia a la corrosión mayor a la ofrecida por los aceros al carbono. Los grados al medio y alto cromo (12.5 a 30%) son usados en ambientes de corrosión muy agresivos como en el procesado químico e industrias 15
de papel y pulpa, donde la resistencia a la corrosión en un medio severo de oxidación, es requerida. Metalúrgicamente, la microestructura del metal de soldadura en estas aleaciones es principalmente ferrítica, a pesar de que la martensita puede estar presente bajo ciertas condiciones, y la precipitación de carburos y nitruros es muy común así como la precipitación de fases fragilizantes, por lo que están limitadas a temperaturas de servicio por debajo de 400°C. Lo principal en la soldabilidad de los aceros inoxidables ferríticos, es mantener una adecuada tenacidad y ductilidad en su condición soldada. La Figura 9 muestra la microestructura de un acero inoxidable ferrítico tipo 430.
Figura 9: Microestructura de un a cero inoxidable ferrítico 430, con una matriz ferrítica y partículas de carburos dispersas (6).
ACEROS INOXIDABLES AUSTENITICOS
Estos aceros son utilizados principalmente en aplicaciones que requieren buena resistencia a la corrosión a elevadas temperaturas o a temperatura ambiente, su costo es más caro que los aceros inoxidables martensíticos y los aceros inoxidables ferríticos, debido al alto contenido de elementos aleantes. Sin embargo, pueden experimentar ciertos tipos de corrosión como corrosión intragranular, galvánica, y corrosión microbiológica. La microestructura de un acero inoxidable austenítico 304 se muestra en la Figura 10. Metalúrgicamente, la microestructura del metal de soldadura en estas aleaciones es principalmente austenítica aunque a veces puede ser ferrítica, dependiendo de la composición química.
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Figura 10: Microestructura de un acero inoxidab le austenítico 316 con una ma triz 100% austenítica.
ACEROS INOXIDABLES MARTENSITICOS
La microestructura de este tipo de aceros es completamente martensítica, la cual se forma a partir de la austenita cuando es enfriada rápidamente. Se caracterizan por su elevada dureza y por lo tanto, son utilizados en aplicaciones donde se requiere de una elevada resistencia al desgaste, pero no se recomienda su uso en aplicaciones por encima de 650°C debido a que sufren una degradación de la resistencia a la corrosión y de propiedades mecánicas. Su resistencia a la corrosión no es tan elevada como la de otros tipos de aceros inoxidables, esto debido a su bajo contenido en Cr y alto en C. La microestructura de un acero inoxidable martensítico 410 se muestra en la Figura 11, mostrando una microestructura de ferrita + carburos.
Fig. 11
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ACEROS INOXIDABLES ENDURECIBLES POR PRECIPITACIÓN
Este tipo de acero contiene elementos que forman finos precipitados cuando son sometidos a tratamientos térmicos y generalmente, la fase martensita es la que les confiere una elevada resistencia mecánica, debido a esto sus aplicaciones más usuales se dan en recipientes a presión, instrumentos quirúrgicos, partes de aviones, válvulas, etc., La resistencia a la corrosión de los aceros inoxidables endurecibles por precipitación, parecen depender del tratamiento térmico aplicado, aunque la resistencia a la corrosión en general, es optimizada cuando la aleación se encuentra en su condición de endurecido, la temperatura de trabajo de este tipo de aceros es de 315°C aproximadamente. Su microestructura consta de ferrita y martensita, dependiendo de la composición química. Este tipo de acero generalmente requiere de un tratamiento térmico especial después de ser soldado .
Figura 12. Microestructura de un acero inoxidable en durecible por precipitación mostrando una matriz austenítica con martensita y ferrita.
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ACEROS INOXIDABLES DÚPLEX
Los aceros inoxidables dúplex fueron desarrollados en los años 30´s y su evolución ha tenido su mayor auge desde décadas pasadas, debido a que su uso se ha venido incrementando, esto a causa de sus excelentes propiedades mecánicas y de resistencia a la corrosión, desplazando a las aleaciones ferríticas y austeníticas, considerando que los aceros inoxidables austeníticos son vulnerables al agrietamiento por corrosión de tensiones (SCC) en ambientes de cloruro y los aceros inoxidables ferríticos tienden a ser frágiles y son difíciles de soldar pero resisten el SCC. Los aceros inoxidables dúplex combinan algunas de las mejores características de los aceros inoxidables austeníticos y ferríticos. Sus principales aplicaciones se dan en tuberías de intercambiadores térmicos, tuberías de petróleo, plataformas de ultramar, pozos de gas, industria de procesamiento químico, usos marinos (particularmente a temperaturas levemente elevadas), industria de la Celulosa, por mencionar algunas. Las propiedades que los aceros inoxidables dúplex desarrollan se debe a que estos tienen una microestructura bifásica a temperatura ambiente de ferrita y austenita en cantidades aproximadamente iguales y debido a que tienen un alto contenido de ferrita en comparación con los aceros inoxidables austeníticos, son más ferromagnéticos y tienen una elevada conductividad térmica así como una expansión térmica muy baja. El balance microestructural ferrita/austenita juega un papel muy importante en los aceros inoxidables dúplex, ya que la elevada resistencia a la corrosión y buena resistencia mecánica dependerá de este balance. La Austenita proporciona ductilidad y la Ferrita resistencia al SCC. Debido al balance existente entre estas dos fases, presentan ventajas en severas condiciones de temperatura y contenido de cloruros. La microestructura de un acero inoxidable dúplex 2205, se muestra en la Figura 13.
Figura 13: Microestructura típica de un acero ino xidable dúplex
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La composición química de la familia de los Aceros Inoxidables Dúplex (AID) se encuentra entre 22-28%Cr, 0.5-4.0%Mo, 1-8.5%Ni, 1-6%Mn, 0.6-1%Si y 0.05- 0.3%N (15). La familia de los AID se conocen comercialmente en función del porcentaje de Cr y Ni que contienen, en donde se encuentra el grado 2205, que contiene 22% y 5% de Cr y Ni respectivamente. Estos porcentajes de Cr y Ni, aseguran que la microestructura consista nominalmente en 50% ferrita y 50% austenita (1). Sin embargo, dependiendo del porcentaje de N, se puede obtener un porcentaje de ferrita en el rango de 40-45% y 55-60% de austenita. Los elementos de aleación en los aceros inoxidables dúplex son estabilizadores de la ferrita (elementos alfágenos como el Cr, Mo, W, etc.) y austenita (elementos gamágenos como el C, Ni, N, etc.). Estos elementos de aleación, además de su función como elementos estabilizadores de ferrita y austenita, tienen efectos adicionales sobre la soldabilidad y comportamiento en servicio de los aceros inoxidables dúplex.
EL SISTEMA Fe-Cr-Ni-N
Los aceros inoxidables dúplex están basados en el sistema Fe-Cr-Ni-N y su composición química ha sido ajustada para que la microestructura del metal base consista nominalmente en 50% ferrita y 50% austenita. El hierro existe en dos formas alotrópicas a temperaturas por debajo de su punto de fusión (1536°C) a presión atmosférica. El equilibrio de fases de un sistema binario (o mayor) de hierro depende significativamente de la solubilidad de los elementos de aleación en el hierro BCC o hierro FCC, por lo tanto, las soluciones sólidas en el hierro BCC y hierro FCC son designadas como ferrita y austenita respectivamente. El cromo es añadido principalmente para proveer resistencia a la corrosión en los aceros inoxidables al promover la formación de un óxido de estequiometria (Fe, Cr) 2O3 sobre la superficie del acero. En los aceros inoxidables, actúa como estabilizador de la ferrita y aumenta la resistencia mecánica por medio del mecanismo de endurecimiento por solución sólida sustitucional, como se puede observar en la (Fig. 14), donde a mayor cantidad de cromo, mayor es el campo alfa. Es también un elemento primario en compuestos intermetálicos, el más común es la fase sigma ( σ) que se forma en la mayoría de los aceros inoxidables, sin embargo, existen más probabilidades de que se forme en los aceros inoxidables austeníticos al alto cromo, ferríticos y dúplex. El cromo está presente también en la formación de la fase chi ( χ ) y las fases intermetálicas tipo Laves. Estas fases tienden a fragilizar la aleación, ya que reducen la tenacidad, ductilidad y resistencia a la corrosión. Es un fuerte formador de carburos del tipo M23C6 en donde el cromo es el elemento metálico predominante, encontrándose en la mayoría de los aceros inoxidables. Al
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combinarse con el nitrógeno forma nitruros siendo el más común el tipo Cr2N, que ha sido observado tanto en los grados ferríticos como dúplex.
Figura 14: Efecto del cromo en el campo de γ y α en los aceros inoxidables.
El níquel es un elemento estabilizador de la austenita. Con su adición a los aceros inoxidables, el campo gama se expande, por lo que la austenita puede ser estable a temperatura ambiente (Fig. 15). En los aceros inoxidables dúplex, contribuye al control del balance microestructural ferrita/austenita y un porcentaje alrededor de 7%, contribuye significativamente a aumentar la resistencia a la corrosión por grietas. Por otra parte, Sakai et al. reportaron que el contenido de níquel debe ser mantenido en el rango de 4-8% para aleaciones dúplex con 25% Cr y de 4-7% para aleaciones dúplex con 22% Cr, para obtener una óptima resistencia a la corrosión por picaduras. Si el porcentaje de níquel es mayor que los rangos anteriormente mencionados, el contenido de austenita aumentará significativamente, por lo que existirá un mayor porcentaje de ferrita altamente aleada debido a la partición de los elementos de aleación, la cual transformará en la frágil y quebradiza fase sigma a temperaturas en el rango de 650-950°C aproximadamente. El níquel es un elemento que aumenta la tenacidad y la ductilidad al mismo tiempo que aumenta la resistencia mecánica y la dureza (25); no es un elemento formador de carburos o compuestos intermetálicos, razones por las que es comúnmente encontrado en la mayoría de las aleaciones ferrosas.
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Figura 15: Diagrama de equilibrio Fe-Ni.
El nitrógeno es un potente estabilizador de austenita, aproximadamente 20 veces más potente que el níquel. Su efecto en las aleaciones Fe-Cr-Ni puede ser observado en la Figura 16. Es adicionado en los aceros inoxidables dúplex para aumentar la resistencia mecánica y principalmente para aumentar la resistencia a la corrosión por picaduras y corrosión por grietas, generalmente en el rango de 0.2-0.3%. Sin embargo, se ha comprobado su afinidad para formar nitruros de cromo (Cr2N) en la matriz ferrítica, los cuales pueden tener un efecto adverso sobre la resistencia a la corrosión por picaduras en los AID.
Figura 16: Efecto del nitrógeno sobre el límite de fase γ / α en aleaciones Fe-Cr-Ni.
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ELEMENTOS ALEANTES EN LOS ACEROS INOXIDABLES DÚPLEX
Los elementos de aleación en los aceros inoxidables se adicionan principalmente para mejorar las propiedades mecánicas, la resistencia a la corrosión o controlar la microestructura. En el caso de los aceros inoxidables dúplex, sus excelentes características y propiedades, se deben a los elementos de aleación como el N, Ni, Cr y Mo, los cuales elevan significativamente la resistencia a la corrosión, conservando las propiedades mecánicas que provee la austenita. El molibdeno es un estabilizador de la fase ferrita, lo que se evidencia en el diagrama FeMo de la Figura 17, al mismo tiempo que promueve la formación de fase sigma en los aceros inoxidables dúplex. Este también es añadido para aumentar la resistencia a la corrosión por picaduras en un porcentaje mínimo de 4% y para aumentar la resistencia a la corrosión por grietas a elevadas temperaturas en ambientes marinos, aunque un porcentaje mayor al 4%, incrementa la susceptibilidad a la formación de fases intermetálicas como la fase sigma y la fase alfa prima en la microestructura debido a que expanden el campo de formación de estas fases, pudiendo existir la precipitación de fase sigma a 1000°C. También aumenta la dureza de la aleación y aunque generalmente es añadido para aumentar la resistencia a la corrosión por grietas también es agregado para incrementar la resistencia mecánica a elevadas temperaturas de servicio.
Figura 17: Diagrama Fe-Mo
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El carbono es también un potente estabilizador de la austenita, aproximadamente 30 veces más potente que el níquel y su efecto se puede apreciar en la Figura 18. La adición de este elemento aumenta la resistencia mecánica mediante el mecanismo de endurecimiento por solución sólida intersticial, particularmente a elevadas temperaturas. Este elemento tiene afinidad para formar carburos a lo largo de los límites de grano, lo que causa una mayor susceptibilidad a la corrosión intragranular en los AID.
Figura 18: Efecto del C en el campo austenítico.
El manganeso es un elemento formador de austenita y es muy efectivo para estabilizarla a bajas temperaturas, lo cual puede ser observado en la Figura 19. En cuanto a las propiedades mecánicas, el manganeso provee un refuerzo en solución sólida y parece disminuir la fragilidad. El silicio se adiciona a los aceros inoxidables para aumentar la resistencia a la corrosión y su efecto sobre éstos, se muestra en la Figura 20. En los aceros inoxidables austeníticos, parece no influenciar el balance de fases, sin embargo, altos niveles parecen promover la formación de ferrita en los aceros inoxidables ferríticos y martensíticos, por lo que en el caso de los aceros inoxidables dúplex, promueve la formación de ferrita. Se tiene evidencia de que el silicio expande el rango de composición en la cual se forma la fase sigma.
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Figura 19: Diagrama de equilibrio Fe-Mn
Figura 20: Diagrama de equilibrio Fe-Si
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CROMO EQUIVALENTE – NIQUEL EQUIVALENTE
El efecto de los elementos de aleación en los aceros inoxidables ha sido comúnmente expresado en términos de Níquel equivalente si son estabilizadores de la fase austenita, y Cromo equivalente, si son estabilizadores de la fase ferrita. Aunque este método no es muy certero, existen una gran cantidad de fórmulas empíricas reportadas en la literatura, las cuales han sido desarrolladas a través de los años y que están en función de los elementos con mayor poder de estabilización de fases. Sin embargo, la más empleada por términos de conveniencia es la propuesta por Shaeffler en 1949 para la mayoría de los aceros inoxidables. Sin embargo, para los aceros inoxidables dúplex, la ecuación más empleada es la propuesta por Kotecki y Siewert en 1992 debido a que toma en cuenta el porcentaje de nitrógeno presente en la aleación.
PROPIEDADES MECÁNICAS DE LOS ACEROS INOXIDABLE DÚPLEX Las propiedades mecánicas de los aceros inoxidables dúplex se muestran en la tabla 1.
Tabla 1. Propiedades mecánicas de los AID
GRADO
UNS No
2304 2205 2507
S32304 S32205 S32750
Límite elástico 0.2% MPa (ksi) 400 (58) 450 (65) 550 (80)
Resistencia a la tensión MPa (ksi) 600 (87) 655 (95) 795 (116)
Elongación en 2” % 25 25 15
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DESARROLLO MICROESTRUCTURAL DURANTE LA SOLIDIFICACIÓN DE ALEACIONES DE ACEROS INOXIDABLES
La microestructura que se desarrolla durante la solidificación de aleaciones de aceros inoxidables está relacionada con las condiciones de solidificación y la composición específica de la aleación. Las condiciones de solidificación son determinadas por el proceso utilizado; fundición, soldadura, solidificación rápida, etc., y por las variables de cada una de estas técnicas. Una variable que ha sido utilizada para caracterizar los diferentes procesos es la tasa de enfriamiento. Este factor y la composición química influyen directamente en (1) El modo primario de solidificación, (2) La redistribución del soluto y formación de segundas fases durante la solidificación y (3) El comportamiento de nucleación y crecimiento de la transformación de fase ferrita-austenita durante el enfriamiento. Consecuentemente el contenido de ferrita y la morfología microestructural dependen de la tasa de enfriamiento y son gobernados por el proceso de solidificación. Durante el proceso de solidificación de los aceros inoxidables uno de los parámetros más importantes a tomar en cuenta es la tasa de enfriamiento, debido a que esta puede alterar dramáticamente la microestructura de estas aleaciones. En la tabla 2, se muestran las tasas de enfriamiento típicas de diferentes procesos de solidificación. Tabla 2. Rango de tasas e enfriamiento para varios procesos de solidificación
Proceso Solidificación direccional Fundición Soldadura de arco Soldadura por haz de electrones (EBW) Soldadura laser (LBW) Solidificación rápida EBW y LBW con modificación en superficies Soldadura de alto aporte térmico
Tasa de enfriamiento (K/s) 10 -1 - 101 100 - 102 10 1 - 103 10 2 - 104 10 2 - 10 10 3 - 107 10 5 - 107 10 7 - 108
En la tabla 2, se puede apreciar una diferencia notable en los rangos de temperatura para cada proceso. Las tasas de enfriamiento más bajas son procesos que ocurren por la solidificación direccional, resultando en estructuras dendríticas que están cerca del equilibrio. Las tasas más altas se producen por soldaduras de alto aporte térmico y por técnicas de solidificación rápida resultando en estructuras lejanas al equilibrio. Como se mencionó antes la composición química y las condiciones de solidificación de una determinada aleación, son variables de igual importancia para el desarrollo 27
microestructural. El modo de solidificación de los aceros inoxidables dúplex puede ser ferrítico primario o austenítico primario, dependiendo de la composición de la aleación y la tasa de enfriamiento. En general el comportamiento del contenido de ferrita con la tasa de enfriamiento, puede ser descrito como sigue; Primero las aleaciones con un radio bajo Cr/Ni solidifican con austenita como fase primaria. El contenido de ferrita de esta aleaciones decrece al incrementar la tasa de enfriamiento debido a la reducción en la cantidad de la redistribución de soluto a altas velocidades., Segundo, las aleaciones con un radio alto Cr/Ni solidifican en ferrita como fase primaria. El contenido de ferrita de estas aleaciones incrementa al aumentar la tasa de enfriamiento debido a la reducción de tiempo de la transformación de estado sólido.
MODO PRIMARIO DE SOLIDIFICACIÓN
Los aceros inoxidables solidifican en 5 diferentes maneras: 1. 2. 3. 4. 5.
Austenita como fase única (A) Austenita primaria con segunda fase de ferrita (AF) Ferrita eutéctica y austenita eutéctica (E) Ferrita primaria con segunda fase de austenita (FA) Ferrita como fase única (F)
Los modos de solidificación que constan de una sola fase, A y F, se distinguen fácilmente uno de otro. La solidificación de austenita como fase única se muestra en las figuras 21 (a) y (b). Este modo de solidificación es dendrítico a bajas velocidades de enfriamiento y celular a altas velocidades.
Figura 21: Microestructuras del modo de solidificación de austenita como fa se única: (a) dendritas de a ustenita como fase única; (b) células de aus tenita como fase única.
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La solidificación de ferrita como fase única se detecta fácilmente a altas tasas de enfriamiento cuando no hay transformación en estado sólido a austenita, su microestructura se muestra en la figura 22.
Figura 22: ferrita como fase única sin transformación.
Austenita primaria con segunda fase de ferrita (AF) y ferrita primaria con segunda fase de ausenita (FA), se caracterizan fácilmente cuando las aleaciones solidifican con una gran cantidad de volumen de la fase primaria. Sin embargo, cuando la cantidad de segunda fase es muy grande, estos dos modos de solidificación son difíciles de distinguir el uno del otro. Esta dificultad se basa en el hecho de que las dendritas de la ferrita primaria pueden transformarse parcialmente en austenita durante el enfriamiento dejando una microestructura vermicular, esta microestructura puede ser confundida con la ferrita de segunda fase que se forma durante la solidificación de la austenita primaria (AF). Austenita primaria con una pequeña cantidad de segunda fase de ferrita se muestra en la Figura 23(a) a bajas velocidades de enfriamiento y 23(b) a altas velocidades de enfriamiento. La microestructura es muy parecida a la de austenita como fase única, excepto que las partículas ferríticas se presentan en las paredes de grano y en los puntos triples.
a
b Figura 23: Austenita con segunda fase ferrita: (a) ferrita interdendritica; (b) ferrita intercelular.
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Ferrita primaria con una fracción de segunda fase austenítica se muestra en la Figura 24 (a), (b), (c), (d), donde se pueden apreciar 4 diferentes morfologías: a) b) c) d)
Ferrita localizada en el núcleo de la celda de la austenia intercelular. Estructura vermicular de ferrita dendrítica. Ferrita de encaje. Austenita en bloques.
Figura 24: ferrita con segunda fase de austenita.
La Figura 25 compara los modos de solidificación AF (a) y FA (b) con grandes cantidades de segunda fase presente. Estas microestructuras tienen una apariencia similar y requieren de una examinación cuidadosa para identificar el modo de solidificación primaria.
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Figura 25: comparación d e las microestructuras formadas por (a) solidificación de austenita primaria con segunda fase de ferrita y (b) solidificación de ferrita primaria con segun da fase de austenita .
MORFOLOGIA DESARROLLADA POR LOS MODOS DE SOLIDIFICACIÓN MODOS DE SOLIDIFICACIÓN “A” Y “AF” La ferrita como segunda fase se forma a partir de la austenita ya solidificada, y está presente en el núcleo de las paredes dendríticas. La cantidad de ferrita formada durante la solidificación “AF” es pequeña y está rodeada por austenita. Durante la transformación ferrita- austenita, las cantidades de ferrita como segunda fase se reducen aún más, debido a las altas áreas interraciales austenita – ferrita y volúmenes pequeños de ferrita formados durante el modo de solidificación “AF”, la nucleación de la austenita dentro de la ferrita no ocurre, y la transformación se produce por el crecimiento de la austenita preexistente dentro de la ferrita.
En el modo de solidificación “A” no hay ferrita presente, bajo estas condiciones, se forma austenita dendrítica celular a bajas tasa de enfriamiento y austenita celular a altas tasas de enfriamiento. La microsegregación de Cromo en las paredes de la celda no es suficientemente alta para formar una segunda fase de ferrita. En el modo de solidificación “AF” la segregación de Cromo en la celda y en las paredes dendríticas es suficiente para formar una segunda fase de ferrita. La ferrita interdendrítica se forma a bajas tasas de enfriamiento cuando la fase primaria es austenítica y la microestructura dendrítica. La ferrita intercelular se forma a altas tasas de enfriamiento cuando la fase primaria es austenita y la microestructura es celular.
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MICROESTRUCTURA EUTÉCTICA
Esta se forma de la solidificación simultanea de austenita y ferrita en el líquido eutéctico. Esta reacción por lo general tiene lugar después de que algunas fases sólidas primarias se han formado. El espaciamiento de la microestructura eutéctica es más pequeño que el espaciamiento de la fase primaria, lo que hace a la ferrita eutéctica susceptible a la transformación en estado sólido.
MODO DE SOLIDIFICACIÓN “F”
En la solidificación de ferrita como fase única, la microestructura se mantiene completamente ferrítica durante el enfriamiento de la aleación solo si la nucleación de austenita puede ser suprimida. La transformación de ferrita puede comenzar por el crecimiento de austenita primaria existente o austenita de segunda fase. Sin embargo, si no hay austenita presente en la microestructura, entonces la austenita tiene que nuclear de la ferrita. Los sitios de nucleación heterogénea preferidos para la austenita son las áreas con radios Cr/Ni bajos, como lo son las fronteras de grano o las paredes de la celda. A bajas tasas de enfriamiento hay tiempo suficiente para que la austenita nuclee y crezca mientras la ferrita se enfría. Las fronteras de grano que deben contener cantidades pequeñas de austenita de segunda fase proveen los sitios para la nucleación heterogénea y para las plaquetas auteníticas de Widmanstatten.
MODO DE SOLIDIFICACIÓN “FA”
Las morfologías que desarrolla el modo de solidificación “FA” son más complejas que las desarrolladas por los modos “F” o “AF” debido a la cantidad substancial de transformación ferrítica en estado sólido que ocurre durante el enfriamiento de la aleación. La ferrita que se forma durante la solidificación es termodinámicamente estable a elevadas temperaturas, sin embargo, cuando la temperatura desciende, las composiciones químicas sobre las cuales la ferrita es estable se mueven a radios más grandes Cr/Ni, y a fuerzas de conducción más grandes para la transformación en estado sólido que la ferrita desarrolla durante el enfriamiento de la aleación.
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Durante el modo de solidificación “FA” se pueden desarrollar cuatro morfologías básicas; austenita intercelular, ferrita vermicular, ferrita de encaje y austenita de bloques. En la Figura24 (a), (b), (c), (d), se pueden apreciar las 4 diferentes morfologías. La austenita intercelular se desarrolla bajo dos condiciones; a tasas de enfriamiento moderadas la microestructura consiste en celdas de ferrita primaria creciendo aproximadamente paralelas a la dirección del flujo de calor. La ferrita solidifica con una segunda fase de austenita sobre las paredes de la celda. Durante la transformación en estado sólido de la ferrita, esta se transforma parcialmente en austenita, la orientación entre la ferrita y la austenita como segunda fase es del tipo de Kurdjumov - Sachs. La microestructura resultante muestra bloques de ferrita con bordes angulares rodeados de una capa de austenita transformada y de segunda fase. Otro condiciones que produce este tipo de microestructura son aquellos en las cuales las celdas de ferrita equiaxiales se forman en el centro del metal fundido a bajas tasas de enfriamiento. La morfología de la ferrita vermicular se forma a bajas tasas de enfriamiento y es el resultado de la solidificación de la ferrita dendrítica columnar seguido por una cantidad substancial de transformación en estado sólido. La ferrita dendrítica tiene brazos secundarios bien definidos con austenita de segunda fase que se presenta en las paredes de los brazos primarios y secundarios de la ferrita dendrítica. La microestructura de la ferrita de encaje se desarrolla de las dendritas de la ferrita primaria que se forman en aleaciones con altos radios Cr/Ni. Estas aleaciones solidifican con un alto volumen de ferrita y algunos rasgos morfológicos son iguales a los de la ferrita dendrítica. La austenita como segunda fase está presente en los brazos secundarios y provee sitios para la nucleación heterogénea para la transformación de la ferrita. Esta austenia crece en los brazos secundarios de la ferrita y en el núcleo dendrítico dejando una línea áspera de encaje en la ferrita dendrítica original. La austenita de bloques, consiste en bloques de austenita que se encuentran fuera de las fronteras de la dendrita columnar. La austenita que se forma durante la solidificación queda restringida a las fronteras de grano y no se forma entre los brazos secundarios de la dendrita. Esto da como resultado una reducción en la frontera Austenita/Ferrita para la transformación en estado sólido y por ello una reducción de sitios para la nucleación heterogénea de la austenita. El crecimiento está restringido a las fronteras de grano, así, la microestructura consiste en un alto volumen de ferrita con bloques de austenita orientados a lo largo de los granos columnares.
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SOLIDIFICACIÓN DE UN ACERO INOXIDABLE DÚPLEX
Los aceros inoxidables dúplex solidifican virtualmente en 100% ferrita y dependen de la transformación en estado sólido de ferrita – austenita para alcanzar un balance entre ambas fases. La austenita como segunda fase, solo nuclea y crece debajo de la temperatura de ferrita de solvus con la siguiente secuencia de transformación (Fig. 26). Por lo tanto este tipo de aleaciones presentan un modo de solidificación del tipo “FA”, debido a que tienen un radio Cr/Ni alto. í → í + → → +
Figura 26: diagrama de fases ternario Fe-Cr-Ni
La transformación en estado sólido de ferrita a austenita es considerada disfuncional y por lo tanto como ya se ha mencionado antes, es afectada por el tiempo y la temperatura. Un enfriamiento rápido desde la temperatura a la cual el acero inoxidable dúplex es completamente ferrítico suprimirá la transformación ferrita – austenita. La Figura 27 muestra la solidificación de un acero inoxidable dúplex típico por medio de la línea punteada, la región roja denota una mezcla entre ferrita y austenita, se puede observar que a elevadas temperaturas, aproximadamente a 1300°C, la austenita empieza a nuclear y crecer primero en los límites de grano de la ferrita y posteriormente dentro de los granos ferríticos. La temperatura de transformación se encuentra típicamente en el rango de los 1300-800 oC La difusión de los elementos de aleación ocurre a medida que la 34
transformación ferrita/austenita toma lugar; los elementos alfágenos se concentran en la ferrita y los gamágenos, en la austenita. Los aceros inoxidables dúplex tienen un porcentaje mayor de elementos alfágenos que de elementos gamágenos, lo que explica el hecho de que solidifiquen en una matriz 100% ferrítica. En la Figura 27(b) podemos observar esquemáticamente la solidificación ferrita – austenita.
F
A
Figura 27(a): Solidificación de un a cero inoxidable dúplex; (b) solidificación ferrita- austenita.
Los aceros inoxidables dúplex comerciales generalmente contienen proporciones entre 2.25 y 3.5 de radio Cr/Ni, por lo que a elevadas temperaturas y por encima de la temperatura solvus de ferrita (aproximadamente 1400°C), la aleación será 100% ferrita. Controlando la temperatura de procesamiento y la velocidad de enfriamiento desde la temperatura solvus, la proporción y la distribución de ferrita y austenita pueden ser controladas en el producto final, un diferencial de tiempo más grane resultara en mayor transformación ferrita – austenita. Sin embargo debajo de esta temperatura es posible que fases intermetálicas aparezcan dentro de la fase ferrita, estas se describen a continuación.
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FASES SECUNDARIAS PRESENTES DURANTE LA SOLIDIFICACIÓN DE LOS AID Debido a su composición química, los AID son altamente propensos a la precipitación de fases secundarias en un rango aproximado de 600-1000°C, las cuales incluyen fases intermetálicas como la fase sigma (σ), fase chi (χ ), alfa prima (α’), etc.; carburos del tipo M7C3 y M23C6, y nitruros del tipo Cr 2N (Fig. 28). Estas fases se forman durante la solidificación, pero también se pueden formar durante otro tipo de procesos, como; tratamiento térmico, deformación plástica, o durante un envejecido producido por las condiciones de servicio a temperaturas mayores de 2500C, estas fases intermetálicas son dependientes del tiempo y la temperatura, y tienden a fragilizar las aleaciones dúplex afectando sus propiedades. La mayoría de estos cambios microestructurales toma lugar en la ferrita o en sus bordes de grano debido a que la velocidad de difusión de los elementos de aleación en la ferrita es de 100 veces más rápida que los de la austenita.
Figura 28: Precipitación de fases secundarias en los aceros in oxidables dúplex (70% Fe)
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La Figura 29 muestra detalladamente la temperatura de precipitación de fases secundarias y los elementos que tienden a acelerar la formación de dichas fases. Dentro de las fases secundarias, se destacan significativamente la fase sigma, la austenita secundaria ( γ´) y los nitruros de cromo, ya que su rango de temperaturas de formación es el más extenso con tiempos de formación cortos. Sin embargo, se ha demostrado que la fase sigma es la fase más dañina de todas, ya que perjudica significativamente la tenacidad y resistencia a la corrosión en los aceros inoxidables dúplex
Figura 29: Elementos aceleradores de formación de fases intermetálicas
NITRUROS DE CROMO (Cr2N-CrN)
La precipitación de nitruros de cromo es causada por la sobresaturación de nitrógeno en la ferrita que se produce durante un enfriamiento rápido en el rango de temperaturas de 700900°C. Durante el enfriamiento, a través de la región bifásica, existe una competencia entre la formación de austenita primaria y nitruros de cromo. Si la velocidad de enfriamiento es lo suficientemente rápida para retardar la transformación de austenita, entonces la cantidad de nitrógeno en la ferrita excede su límite de solubilidad, promoviendo la precipitación de nitruros de cromo.
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CARBUROS
Los carburos están presentes en las aleaciones dúplex con elevados contenidos de carbono, precipitando predominantemente a lo largo de los límites de grano ferrita/austenita, aunque también se han observado en los límites de grano ferrita/ferrita y austenita/austenita. Precipitan en el rango de temperaturas de 950-1050°C o de 600-950°C dependiendo del tipo de carburo, M7C3 o M23C6. Sin embargo, debido a los porcentajes bajos de carbono de las aleaciones dúplex actuales, la formación de carburos es prácticamente nula.
FASE CHI, FASE R
La fase chi ( χ ) es una fase intermetálica con altos porcentajes de cromo y molibdeno que se forma en el rango de temperaturas de 700-900°C y está generalmente presente en cantidades más pequeñas en comparación con la fase sigma. La fase R, también es una fase intermetálica con elevados porcentajes de molibdeno que precipita en el rango de 550-700°C bajo tiempos más prolongados que la fase sigma o la fase chi. Tanto la fase chi como la fase R tienen un efecto adverso sobre la tenacidad y la resistencia a la corrosión en las aleaciones dúplex.
ALFA PRIMA (α’)
Esta fase ha sido observada en aleaciones ferríticas y dúplex por debajo de 500°C y por su efecto fragilizante, se le conoce como fragilización a 475°C. Su formación es lenta, por lo que no se encuentra durante la soldadura de las aleaciones dúplex, sin embargo, puede ser encontrada en servicio bajo temperaturas de operación en el rango de 300-500°C.
FASE SIGMA (σ)
La fase σ es una fase intermetálica de elevada dureza y estructura tetragonal con 30 átomos por celda unitaria. Es la fase más prominente de las fases intermetálicas en los AID ya que se forma en el rango de temperaturas de 600-1000°C dependiendo de la composición química de la aleación. La precipitación de la fase sigma puede observarse en los aceros inoxidables austeníticos, ferríticos y dúplex afectando significativamente la tenacidad y ductilidad al mismo tiempo que reduce la resistencia a la corrosión debido a que es formada 38
principalmente por cromo y molibdeno. Por el rango de temperaturas de formación, la fase sigma se puede esperar como resultado de la aplicación de un tratamiento térmico en los AID, durante servicio o la aplicación de un procedimiento de soldadura. La zona afectada térmicamente de una unión soldada de AID así como el metal de soldadura recalentado, indudablemente tienen áreas que experimentan una permanencia en el rango de temperaturas de formación de la fase sigma. La fase sigma se forma mediante la reacción eutectoide de ferrita →sigma + austenita y precipita preferencialmente en los límites de grano ferrita/austenita creciendo hacia el interior de la ferrita y su morfología depende de la temperatura a la cual se forme. A temperaturas relativamente bajas entre 600 y 700°C, la fase sigma se encuentra en forma de clusters, mientras que a elevadas temperaturas entre 800 y 900°C, está presente en forma de mariposa o partículas grandes. Por otra parte, el efecto de los elementos de aleación sobre la precipitación de fase sigma en los AID, fue estudiado y reportado por Maehara et.al., quienes indicaron que el rango de formación de fase sigma, aumenta por los altos contenidos de Cr y Mo que están presentes en la fase ferrita.
METALURGIA DE LA SOLDADURA DE LOS ACEROS INOXIDABLES DÚPLEX
Hasta ahora se ha descrito un análisis general del proceso de solidificación de los AID, el cual como ya se ha mencionado depende del proceso utilizado y sus variables, además de la composición química de la aleación, pero debido a que la mayoría de las aplicaciones de estos aceros involucra un proceso de soldadura se pretende describir la metalurgia de la soldadura de estas aleaciones. Los aceros inoxidables dúplex son desarrollados para tener una buena soldabilidad y buen comportamiento una vez que han sido soldados. Todos los procesos de soldadura por arco eléctrico pueden ser utilizados para soldar los aceros inoxidables dúplex, sin embargo, los procesos de alto aporte térmico no son recomendados debido a que promueven una velocidad baja de enfriamiento, pudiendo causar la precipitación de fases intermetálicas, lo que influye directamente para obtener el balance microestructural de la unión soldada.
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MICROESTRUCTURA DE LA UNION SOLDADA
En la unión soldada de un acero inoxidable dúplex se distinguen cinco regiones: 1. 2. 3. 4. 5.
Metal de soldadura Zona parcialmente fundida Zona de crecimiento de grano ferrítico Zona bifásica parcialmente transformada Zona bifásica similar al metal base
Estas regiones las podemos observar en la Figura 30 junto con los cambios estructurales que estas representan en la unión soldada. Dependiendo del espesor del material base, un alto aporte térmico tiende a causar una velocidad lenta de enfriamiento, promoviendo la precipitación de austenita y de esta manera, balanceando la microestructura final. Sin embargo, de esta misma manera, se puede favorecer la precipitación de fases intermetálicas y el crecimiento de grano, dependiendo de la temperatura pico alcanzada en la zona afectada térmicamente. Por otro lado, un bajo aporte térmico conduce a una velocidad rápida de enfriamiento, con lo que se dificulta la precipitación de austenita por lo que el porcentaje de ferrita es alto. De esta manera, se promueve la precipitación de una gran cantidad de nitruros de cromo en el interior de la ferrita, lo que generalmente sucede en la zona del metal de soldadura debido a que la velocidad de enfriamiento en esta zona, es rápida en comparación con la zona afectada térmicamente.
Figura 30: zonas de la unión soldada de un AID
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La microestructura del metal de soldadura depende significativamente de la composición química del material de aporte y, eventualmente de los ciclos térmicos, por esta razón, con el objetivo de facilitar la formación de austenita en el metal de soldadura, generalmente se utilizan materiales de aporte con un contenido de níquel mayor al contenido en el metal base, con lo que se asegura que el contenido de ferrita puede ser mantenido alrededor del 50% a temperatura ambiente. La adición de nitrógeno a través del material de aporte o del gas de protección, es otra manera de controlar el porcentaje de ferrita en el metal de soldadura. El balance microestructural en la zona afectada térmicamente está influenciado directamente por los ciclos térmicos experimentados por el material durante el proceso de soldadura. Todas las aleaciones dúplex solidifican en ferrita y son completamente ferríticos al final de la solidificación. Dependiendo de la composición, la ferrita es estable en un rango de temperaturas elevadas antes de que la temperatura se encuentre por debajo de la temperatura solvus de ferrita y la transformación a austenita comience. La transformación ferrita-austenita es dependiente de la composición química de la aleación y de la velocidad de enfriamiento. Es esta transformación la que determina el balance final ferrita-austenita y la distribución de la austenita en el metal de soldadura. La secuencia de transformación de las uniones soldadas dúplex es igual a la ya mencionada antes para la solidificación de dichos aceros: í → í + → → +
La solidificación en los aceros inoxidables dúplex comienza con la formación de la fase ferrita aproximadamente a 1380°C. Una vez que el material ha solidificado, aproximadamente a 1350°C, la microestructura presente es completamente ferrítica. En este punto, la ferrita es una fase estable y por debajo de 1350°C, se vuelve inestable, promoviendo la transformación a austenita, las cuales son estables hasta temperatura ambiente.
BALANCE FERRITA – AUSTENITA DE LA ZONA AFECTADA TERMICAMENTE
Los ciclos térmicos experimentados durante el proceso de soldadura promueven cambios microestructurales en la zona afectada térmicamente y en el metal de soldadura en comparación con la microestructura del metal base, por lo que el balance ferrita/austenita en las zonas de la unión soldada de los aceros inoxidables dúplex es difícil de obtener, ya que esta zona está controlada por la velocidad de enfriamiento desde la temperatura solvus de ferrita o temperatura pico. La microestructura del metal de soldadura está en función de 41
la composición química, la temperatura pico y la velocidad de enfriamiento desde la temperatura pico, ya que en esta zona, la microestructura puede ser controlada por la selección del metal de aporte apropiado y por la velocidad de enfriamiento desde la temperatura pico alcanzada. Sin embargo, la microestructura de la zona afectada térmicamente puede ser controlada únicamente por el aporte térmico y la velocidad de enfriamiento debido a los ciclos térmicos que experimenta. Las transformaciones en estado sólido en la zona afectada térmicamente de los aceros inoxidables dúplex cercana al metal de soldadura, involucran principalmente la disolución de austenita y precipitados durante el calentamiento seguido de la reformación de austenita y reacciones de precipitación durante el enfriamiento a través de la región bifásica. La cantidad de austenita disuelta es dependiente de la temperatura pico alcanzada. Durante el enfriamiento desde la temperatura pico, la transformación ferrita/austenita que se lleva a cabo, dará como resultado la presencia de austenita como una red continua a lo largo de los límites de grano ferrítico, en forma de placas Widmanstatten fuera de los límites de grano ferríticos y como austenita acicular intragranular. En la zona afectada térmicamente cercana al metal base, la austenita puede crecer continuamente desde islas no disueltas de austenita preexistentes, localizadas generalmente en forma intragranular. En una unión soldada, la zona afectada térmicamente y el metal de soldadura, son rápidamente enfriadas desde una temperatura cerca de la temperatura solvus de ferrita, por lo que existe una tendencia para un mayor porcentaje de ferrita en comparación con el metal base. El crecimiento epitaxial del grano ferrítico en el metal de soldadura de las uniones soldadas de aceros inoxidables dúplex promueve la formación de una estructura de grano columnar, en donde los granos ferríticos se encuentran rodeados por placas de austenita Widmanstatten. Debido al rápido enfriamiento del metal de soldadura, los nitruros de cromo son observados uniformemente dentro de la ferrita y a lo largo de los límites de grano ferríticos. Como es esperado, el balance de fases ferrita/austenita puede ser influenciada significativamente por el recalentamiento subsecuente a elevadas temperaturas durante un proceso de soldadura multipasos o durante un tratamiento térmico post-soldadura, con un porcentaje de austenita que generalmente es incrementado. La microestructura de los AID es completamente ferrítica por encima de la temperatura solvus de ferrita y durante el enfriamiento desde esta temperatura, la transformación ferrita/austenita toma lugar. Así, durante el enfriamiento a partir del campo ferrítico, parte de la ferrita se transforma en austenita primaria ( γ1). En caso de que el enfriamiento sea muy rápido, la formación de γ1 puede ser perjudicada, obteniéndose una estructura 42
“metaestable” con un elevado porcentaje de ferrita. De esta forma, durante el recalentamiento, ya sea por un tratamiento isotérmico o debido al proceso de soldadura, la austenita secundaria ( γ2) precipita a partir de la ferrita
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CASO PRÁCTICO
J. W. ELMER, S. M. ALLEN, y T. W. EAGAR. Estudiaron la influencia de la tasa de enfriamiento sobre la estructura de aleaciones de aceros inoxidables y describieron las condiciones que guían las morfologías microestructurales que se desarrollan durante la solidificación. Los experimentos se llevaron a cabo en 7 diferentes tipos de aleaciones Fe-Ni-Cr cuya composición se muestra en la tabla 3.
Tabla 3. Composición de las 7 Aleaciones (% en peso)
Elemento Cr Si Al Ni Mn N C O S P Fe Fe+Ni+Cr Cr eq. Ni eq. Cr/Ni
1 22.36 0.051 0.022 19.32 0.002 0.0028 0.0023 00047 0.0018 0.001 58.23 99.91 22.44 19.48 1.15
2 24.25 0.056 0.029 17.32 0.001 0.0032 0.0022 0.0053 0.0016 0.001 58.33 99.9 24.33 17.48 1.39
3 24.99 0.042 0.02 16.49 0.003 0.0026 0.0019 0.0102 0.003 0.001 58.44 99.92 25.05 16.63 1.51
4 25.52 0.032 0.031 15.77 0.008 0.0028 0.0026 0.0034 0.0022 0.001 58.63 99.92 25.57 15.94 1.60
5 26.43 0.048 0.027 14.29 0.002 0.0038 0.011 0.0026 0.0013 0.001 59.2 99.9 26.5 14.44 1.84
6 27.62 0.042 0.02 13.66 0.004 0.0026 0.0019 0.0075 0.003 0.001 58.54 99.92 27.68 13.8 2.01
7 28.05 0.044 0.044 12.66 0.002 0.0035 0.0039 0.0026 0.0012 0.001 59.19 99.9 28.12 12.88 2.18
Un haz de electrones de alta velocidad fue utilizado para fundir las aleaciones y después permitir que estas resolidificaran, empleando tasas de enfriamiento que variarón desde 7 o C/s hasta 7.5*10 6 oC/s, y las muestras resultantes fueron analizadas por medio de métodos ópticos metalográficos. Caracterizando 5 modos de solidificación primaria y 12 morfologías microestructurales en las aleaciones solidificadas (Tabla 5). En la tabla 4 podemos observar el modo de solidificación primaria (MSP) de cada aleación variando la tasa de enfriamiento.
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Tabla 4. MSP a Bajas, Intermendias, y Altas Tasas de Enfriamiento
Aleación 1 2 3 4 5 6 7
Baja A AF AF / FA FA / AF FA / F F / FA F
Tasa de Enfriamiento Media A AF AF / E / FA AF / E / FA F F F
Alta A A A A F F F
Los ya citados investigadores demostrarón mediante este estudio que las morfologías desarrolladas durante el proceso de solidificación están directamente relacionadas con la composición química, la tasa de enfriamiento y el tiempo de transformación en estado sólido de la ferrita. El desarrollo de cada una de las 12 morfologías encontradas se muestra en la tabla 5.
Tabla 5. Modo de Solidificación, Secuencia de Solidificación y Morfología desarrolla
Modo de solidificación
Secuencia de solidificación
Morfología
A
→ ( + ) →
Dendrita celular Autenítica Austenita celular
AF
→ ( + ) → ( + + ) → ( + )
E
→ ( + + ) → ( + )
FA
F
→ ( + ) → ( + + ) → ( + )
→ ( + ) →
Ferrita interdendrítica Ferrita intercelular Eutéctica Austenita intercelular Ferrita vermicular Ferrita de encaje Austenita de bloque Austenita Widmanstätten Austenita masiva Ferrita celular
La Tabla 5, representa un set completo de solidificaciones posibles y desarrollo morfológico que ocurren du rante la solidificación de un acero inoxidable.
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Mediante este estudio se llegó a la conclusión de que a bajas tasas de enfriamiento las aleaciones con radios bajos Cr/Ni solidifican como austenita primaria (modos “A” y “AF”), y los que cuentan con radios altos Cr/Ni lo hacen como ferrita primaria (modos “F” y “FA”). Sin embargo, a altas tasas de enfriamiento las aleaciones solidifican en fase única de austenita o ferrita, esto debido a que bajo condiciones de solidificación rápida se suprime la distribución de soluto. Una vez establecido el modo de solidificación primario, la morfología microestructural desarrolla su forma mientras la ferrita experimenta una transformación parcial en estado sólido a austenita. La Figura 31 resume la relación de las doce morfologías microestructurales respecto a la composición química de la aleación, el modo de solidificación primario y la tasa de enfriamiento.
Figura 31: tasa de en friamiento contra composición química de las morfologías microestructurales que resultan de los efectos combinados de la solidificación y la transformación en estado sólido.
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La examinación metalográfica de las aleaciones solidificadas mostro que la ferrita y la austenita crecerán epitaxialmente del sustrato del metal base para todas las tasas de enfriamiento del citado estudio. A bajas tasas de enfriamiento la fase termodinámicamente más estable determinara el modo de solidificación primario. Sin embargo, a altas tasas de enfriamiento la cinética de crecimiento de la austenita metaestable en la zona de solidificación puede sustituir la formación de la fase ferrítica primaria para aleaciones ricas en Cr.
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CONCLUSIONES
-
La solidificación de cualquier tipo de metal o aleación es uno de los procesos físicos más importantes en el sector industrial, ya que la mayoría de los metales se funden o son sometidos a proceso de resolidificación como su unión por soldadura. La importancia de la solidificación radica en los efectos que esta tendrá en la microestructura final del material, que a su vez afectara las propiedades del mismo, y en consecuencia su eficacia, degradación o fallo durante su vida útil de servicio.
-
El elemento Cr da a los aceros su propiedad de inoxidable creando una capa protectora de óxido de Cromo Cr 2O2 al entrar en contacto con Oxigeno.
-
Los aceros inoxidables dúplex presentan excelentes propiedades mecánicas y de resistencia a la corrosión, debido a su balance microestructural ferrita – austenita. Debido a esto su aplicación se ha incrementado desde décadas pasadas haciendo necesario que se realicen estudios detallados de este tipo de aleaciones.
-
Existen 5 modos primarios de solidificación, “A”, “F”, “E”, “AF”, y “FA”, de entre los cuales la solidificación de cualquier acero inoxidable puede tomar lugar, y que dependen directamente de la composición química de la aleación y de la tasa de enfriamiento utilizada.
-
Los elementos de aleación de los aceros inoxidables dúplex juegan un papel importante en el balance de la microestructura final y por lo tanto de las propiedades del material, debido a que estos actúan como estabilizadores de ferrita o austenita. Además de la composición química, las variables de solidificación influyen de manera directa en la morfología de la microestructura que se desarrolla durante la solidificación de los AID. Estos dos factores influyen directamente en: (a) modo primario de solidificación, (b) redistribución de soluto y formación de segundas fases durante la solidificación, (c) el comportamiento de nucleación y crecimiento de la transformación de fase ferrita – austenita.
-
El modo de solidificación de los aceros inoxidable dúplex puede ser ferrítico primario o austenítico primario, dependiendo del radio Cr/Ni, y de la tasa de enfriamiento, la cual también determinara la formación de segundas fases durante la transformación en estado sólido de los modos de solidificación mencionados pudiendo suprimir estas si la velocidad de enfriamiento es muy alta.
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-
Durante la solidificación de los aceros inoxidables dúplex se presentan fases secundarias, como la fase sigma ( σ), fase chi (χ ), alfa prima ( α’), etc.; carburos del tipo M7C3 y M23C6, y nitruros del tipo Cr2N, las cuales tienden a afectar las propiedades del material. Estas fases también pueden presentarse en otro tipo de procesos como la deformación plástica, tratamientos térmicos o procesos de envejecido.
-
La mayoría de las aplicaciones de los aceros inoxidables dúplex conlleva implícito un proceso de unión por soldadura, a causa de esto es necesario conocer cómo la metalurgia de la unión soldada ya que el cordón de soldadura puede presentar diferencias microestructurales en relación al metal base dado que el metal de aporte y los ciclos térmicos influyen de manera directa en el balance de la microestructura final.
-
Un alto aporte térmico en el proceso de soldadura causa velocidades lentas de enfriamiento promoviendo la precipitación de austenita y balanceando la microestructura final, pero también puede favorecer la precipitación de fases intermetálicas y el crecimiento de grano. Un bajo aporte térmico causa velocidades rápidas de enfriamiento lo que dificulta la precipitación de austenita por lo que el porcentaje de ferrita es alto, además de que promueve la precipitación de una gran cantidad de nitruros de cromo en el interior de la ferrita .
-
La zona afectada térmicamente se ve afectada por los ciclos térmicos de los procesos de soldadura, así, su microestructura es controlada únicamente por el aporte térmico y la tasa de enfriamiento, mientras que el metal de soldadura depende también de la composición química del metal de aporte.
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ANEXOS DIAGRAMAS CONSTITUTIVOS
A medida que se aumentó el uso y la aplicación de los aceros inoxidables, se hizo necesario el desarrollo de una herramienta que ayudara a predecir la microestructura del metal de soldadura, por lo cual, varios diagramas de predicción y ecuaciones has sido desarrolladas, basando se en la composición química de las aleaciones. El acero inoxidable contiene muchos elementos, el efecto global de estos es una suma de los diferentes efectos individuales. Ahora bien, sabemos que los elementos más característicos de los aceros inoxidables son el Cromo, el Molibdeno, el Nitrógeno y el Níquel, elementos alfágenos y gammágenos. Estos últimos elementos permiten por eso la coexistencia de ferrita y austenita en el seno del acero. La Figura 32 resume el efecto de los dos elementos mayores “Cr y Ni” sobre las familias de aceros inoxidables.
Figura 32: familias de aceros inoxidables
Uno de los primeros diagramas para predecir la microestructura de las uniones soldadas fue el de Anton Schaeffler, quien representó en un solo gráfico (Fig. 33) el efecto combinado del Cromo y del Níquel tomando en consideración que cualquier otro elemento de aleación produce un efecto similar según que sea alfágeno o gammágeno. De esta forma, Schaeffler calculó a partir de la composición química (Fe, Cr y Ni) de la aleación, expresiones y definió coeficientes para dar las proporciones de fase final. Sin embargo, aunque se ha demostrado experimentalmente que se acercan bastante a la realidad, hay que tener precaución con los coeficientes de Schaeffler. El siguiente diagrama muestra, en función 50
del contenido de cromo y Níquel, las zonas de estabilidad de las diferentes fases de los aceros inoxidables, así como las de coexistencia de diferentes fases con sus proporciones. Este diagrama permite conocer de manera aproximativa las fases presentes en la ZAT (Heat Affected Zone: zona afectada térmicamente) de la soldadura. Los coeficientes de Schaeffler y las expresiones de éste último no toman en cuenta los contenidos de Nitrógeno (gammágeno), Titanio, y Niobio (alfágenos). En nuestro acero, el Nitrógeno es un elemento importante, despreciar su efecto puede dar lugar a errores de interpretación, esto nos da una razón más para desconfiar de los resultados que pueden dar este diagrama.
Figura 33: diagrama de Schaeffler
Otra versión del diagrama de Schaeffler es el diagrama de la Fig. 34, que es el de Schoefer, representando una versión simplificada del de Schaeffler de tal forma que el resultado final resume todo en solo una curva cuyos puntos determinan el porcentaje de ferrita presente en una aleación dúplex en función de la relación del equivalente de Cromo y Níquel. Es una aproximación muy aceptable dado que se consideren casi todos los elementos de aleación en la determinación de los equivalentes de Cromo y Níquel.
51
Figura 34: Diagrama simplificado de Schoefer
En 1988, Siewert, propuso un nuevo diagrama de predicción conocido como WRC-1988, el cual involucra un rango de ferrita de 0 a 100, también propuso una nueva fórmula que removía el Manganeso de la ecuación Niq eq. En1992 Kotecki y Siewert propusieron una modificación al diagrama WRC-1988, en el que incluyeron un coeficiente de 0.25 para el Cobre, y se conoce como diagrama WRC-1992 (Fig. 35).
Figura 35: diagrama WRC-1992
52
El diagrama WRC-1992 para la soldadura de aceros inoxidables ha sido reconocido por el instituto internacional de soldadura (WII) por su exactitud y preferencia para estimar o predecir el número de ferrita en metales de aporte de aceros inoxidables auseníticos, ferríticos y dúplex. Como resultado de su efectividad fue incorporado al código ASME en 1994.
Tabla 6. Composición química nominal de las aleaciones dúplex.
Desig. UNS S31500
C
S
P
Si
Elementos (% en peso) Mn Ni
0.030
0.030
0.030
S32304
0.030
0.040
0.040
1.402.00 1.0
1.202.00 2.50
4.255.25 3.0-5.5
S32404
0.04
0.010
0.030
1.0
2.0
S31803
0.030
0.020
0.030
1.00
2.00
S32205
0.030
0.020
0.030
1.0
2.0
S31200
0.030
0.030
0.045
1.00
2.00
S31260
0.03
0.030
0.030
0.75
1.00
S32550
0.04
0.030
0.04
1.00
1.5
S32900
0.08
0.030
0.040
0.75
1.00
S32960
0.03
0.010
0.035
0.60
2.0
S32520
0.030
0.020
0.035
0.8
1.5
5.5.8.5 4.506.50 4.506.50 5.506.50 5.507.50 4.508.50 2.505.00 3.505.20 5.5-8.0
S32750
0.030
0.020
0.035
0.8
1.20
6.0-8.0
S32760
0.03
0.01
0.03
1.0
1.0
6.0-8.0
S39226
0.030
0.030
0.030
0.75
1.00
S39274
0.030
0.020
0.030
0.80
1.0
5.507.50 6.0-8.0
S39277
0.025
0.002
0.025
0.80
----
6.5-8.0
Cr
Mo
Cu
W
N
18.019.0 21.524.5 20.522.5 21.023.0 22.023.0 24.026.0 24.026.0 24.027.0 23.028.0 25.029.0 24.026.0 24.026.0 24.026.0 24.026.0 24.026.0 24.026.0
2.503.00 ----
----
----
----
0.050.80 1.0-2.0
----
0.050.20 0.20
----
----
----
----
----
----
0.200.80 1.502.50 ----
0.100.50 -------
----
-------
3.0-5.0
0.503.00 0.5
3.0-4.0
0.5-1.0
0.5-1.0
0.150.35 0.200.35 0.240.32 0.2-0.3
2.503.50 2.503.50 3.0-4.0
0.200.80 0.200.60 1.2-2.0
0.100.50 1.502.50 0.801.20
0.100.30 0.240.32 0.230.33
2.0-3.0 2.503.50 3.003.50 1.202.00 2.503.50 2.9-3.9 1.002.00 1.002.50 3.0-5.0
----
----
53
0.080.20 0.140.20 0.140.20 0.100.30 0.100.25 ----
